Влияние деформации и старения на структуру, фазовый состав и механизмы упрочнения сплава Al–Cu тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Зуйко, Иван Сергеевич

• Зуйко, Иван Сергеевич
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Зуйко, Иван Сергеевич

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Алюминий и его сплавы

1.2 Классификация алюминиевых сплавов. Легирование

1.3 Обработка термически упрочняемых алюминиевых сплавов

1.4 Природа сплавов системы А1-Си—М^). й-фаза

1.5 Влияние холодной пластической деформации на фазовый состав

1.6 Интенсивная пластическая деформация

1.7 Механизмы упрочнения

1.8 Обоснование выбора материала

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материал исследования и режимы его обработки

2.2 Методы механических испытаний

2.2.1 Определение микротвёрдости по Виккерсу

2.2.2 Испытания на растяжение

2.3 Методы исследования структуры

2.3.1 Растровая электронная микроскопия

2.3.2 Просвечивающая электронная микроскопия

2.3.3 Рентгенографический анализ

ГЛАВА 3. МИКРОСТРУКТУРА И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

3.1 Микроструктура и фазовый состав сплава после литья и гомогенизации

3.2 Стадийность фазовых превращений при естественном старении

3.3 Стадийность фазовых превращений при искусственном старении

3.4 Механическое поведение сплава в процессе старения

3.5 Выводы по главе

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВА

4.1 Структурные изменения во время пластической деформации методами растяжения и холодной прокатки

4.2 Структурные изменения при РКУП

4.3 Влияние пластической деформации на механические свойства

4.4 Механизмы упрочнения

4.5 Выводы по главе

ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ ИСКУССТВЕННОГО СТАРЕНИЯ НА ДЕФОРМИРОВАННУЮ СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВА

5.1 Механические свойства после растяжения с небольшими степенями

5.2 Стадийность фазовых превращений после растяжения и искусственного старения

5.3 Механизмы упрочнения после растяжения с небольшими степенями и искусственного старения

5.4 Механическое поведение после прокатки с большими обжатиями и последующего искусственного старения

5.5 Механические свойства после РКУП и последующего искусственного старения

5.6 Стадийность фазовых превращений в процессе старения после деформация с большими степенями

5.7 Выводы по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

ПРИЛОЖЕНИЕ А. Свидетельство о регистрации патента

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние деформации и старения на структуру, фазовый состав и механизмы упрочнения сплава Al–Cu»

ВВЕДЕНИЕ

Авиакосмическая и оборонная промышленности предъявляют спрос на новые Al-Cu сплавы с высокими показателями прочности и пластичности, которые достигаются за счет легирования небольшим количеством указанных выше элементов и использования низкотемпературной термомеханической обработки (НТМО). Одним из таких сплавов является сплав AA2519, созданный на базе АА2219, принадлежащего к системе Al-Cu, за счет добавления ~0,3вес.%Mg и уменьшения содержания Cu. Наилучшее сочетание прочности и пластичности этот сплав демонстрирует после НТМО Т87, которая включает в себя закалку, ~7% деформацию и последующее искусственное старение на максимальную прочность. По сравнению с предшественником (АА2219), предел текучести АА2519 увеличился на 20%, а пластичность в 1,5 раза. На момент постановки данной работы физическая природа одновременного повышения и прочности и пластичности сплава АА2519 за счет легирования Mg и роль НТМО в получении прочного и пластичного материала не была ясна. Отсутствовали сведения о механизмах упрочнения, обеспечивающих существенное повышение прочности сплавов. Актуальность данной работы обусловлена тем, что она позволила установить причину высоких механических свойств сплавов системы Al-Cu-Mg c соотношением Cu/Mg~10 и выявить роль легирования и промежуточной пластической деформации в достижении уникального сочетания прочности и пластичности, что очевидно имеет важное значение как с научной, так и с практической точки зрения.

Несмотря на растущее количество работ, посвященных термически упрочняемым алюминиевым сплавам системы Al-Cu c малыми добавками Mg, механизмы, обеспечивающие прочность этих материалов, остаются до конца не изученными. В частности, до сих пор не понятно, какая из метастабильных фаз, выделяющихся при старении этих сплавов, обеспечивает наибольшую величину упрочнения. Активно дискутируется вопрос о различиях в механизмах дисперсионного упрочнения этих сплавов метастабильными фазами с плоскостями габитуса {100}Ai (б'-фаза) и {111}Ai (Q-фаза), перерезание которых дислокациями либо невозможно, либо затруднено. Кроме того, имеются неясности в стадийности старения этих сплавов, особенно при наличии в их составе небольших добавок таких элементов как Si, Mg, Ag, Sn и т.д., которые влияют на процесс распада пересыщенного твёрдого раствора. Всё это не позволяет однозначно сформулировать основные принципы микроструктурного дизайна этих сплавов, что препятствует созданию новых сплавов этой системы с повышенными свойствами.

Изучение закономерностей эволюции микроструктуры и механических свойств, а также механизмов упрочнения, действующих в сплаве системы Al-Cu-Mg, закаленном на пересыщенный твердый раствор (ПТР), а затем прокатанном при комнатной температуре

вплоть до степени обжатия 80%, имеет важное значение. Прежде всего, для разработки теории формирования высокоэнергетических структур при интенсивной пластической деформации материалов, в которых перераспределение дислокаций затруднено или невозможно. Анализ механизмов упрочнения действующих в этом сплаве после НТМО необходим для понимания природы высокой прочности алюминиевых сплавов. Закономерности влияния добавок Mg и НТМО на стадийности распада ПТР сплавов системы Al-Cu-Mg и механизмы смены стадий при старении важны для физического материаловедения алюминиевых сплавов.

Установление принципов легирования и разработка технологии ТМО, которые обеспечивают получение уникального сочетания прочности и пластичности, необходимы для понимания принципов микроструктурного дизайна сплавов Al-Cu-Mg c соотношением Cu/Mg~10, обеспечивающего получение высоких механических свойств. В результате работы была создана целостная картина влияния легирования и НТМО на механические свойства Al-Cu-Mg сплава c соотношением Cu/Mg~10. На основании этой работы появилось научное обоснование для разработки новых сплавов системы Al-Cu и режимов их обработки, которые обеспечат дальнейшее повышение механических свойств. На основании вышеописанного была сформулирована цель исследования.

Целью работы являлось изучение влияния легирующих элементов, а также НТМО на микроструктуру, распределение и природу частиц вторых фаз, механическое поведение и механизмы упрочнения в сплаве Al-Cu-Mg c соотношением Cu/Mg~10. Для достижения поставленной цели решались следующие частные задачи:

1. Установить эволюцию микроструктуры в процессе холодной деформации закалённого сплава, а также изменение механических свойств в зависимости от степени и метода деформации.

2. Проанализировать влияние НТМО с варьированием степени промежуточной деформации от 0% до 80% на стадийность старения, природу, морфологические характеристики частиц упрочняющих фаз, а также на сопутствующее механическое поведение сплава.

3. Установить основные механизмы упрочнения и оценить их вклад в общую прочность сплава, подвергнутого НТМО по различным режимам.

4. Определить оптимальный микроструктурный дизайн сплавов системы Al-Cu-Mg c высоким соотношением Cu/Mg.

Научная новизна:

1. Установлено, что естественное старение сплава Al-Cu-Mg c соотношением Cu/Mg~10

приводит к более высоким механическим свойствам (а0,2=305 МПа, аВ,=450 МПа, 5=20%), чем искусственное (а0,2=292 МПа, аВ,=409 МПа, 5=16%). Это связано с ростом плотности зон Гинье-Престона (ЗГП) и выделением зон Гинье-Престона-Багаряцкого (ГПБ) при увеличении времени естественного старения до 1000 часов и более. Этот феномен получил название отложенное упрочнение.

2. Пластическая деформация сплава после закалки приводит к формированию высокоэнергетических дислокационных структур, представляющих собой микрополосы сдвига после холодной прокатки с 40% обжатием, что увеличивает а0,2 с 136 МПа до 453 МПа, при этом 5 уменьшается с 28% до 9%. При последующем деформировании плотность микрополос сдвига увеличивается. Кроме того, образуются полосы сдвига, проходящие через несколько зерен. После прокатки со степенью обжатия 80% величина твердости сплава достигает ~180 ИУ0.2, а а0,2=567 МПа и аВ=589 МПа, при этом 5~5%. Основным механизмом упрочнения при прокатке является дислокационный, что обусловлено увеличением плотности дислокаций

15 2

Pd > 2x10 м- при степенях обжатия >40%. Вторым по значимости механизмом упрочнения является зернограничный, связанный с образованием границ микрополос сдвига.

3. Показано, что без предварительной деформации максимальная прочность достигается за счет выделения 9"-фазы, которая обладает наибольшей удельной эффективностью как фаза-упрочнитель. При НТМО происходит замена гомогенно выделяющихся 9"-частиц на 0', которые зарождаются гетерогенно на дислокациях. Искусственное старение обеспечивает твёрдость ~170 ИУ0.2, а0,2=420 МПа, аВ,=470 МПа и 5=13% после 7% правки растяжением. Прирост прочности при НТМО, по сравнению со старением на максимальную прочность без промежуточной деформации, обеспечивается дислокационным упрочнением. С повышением степени промежуточной деформации эффективность дисперсионного упрочнения снижается и после 40% обжатия старение может приводить к повышению прочности только при выделении зон Гинье-Престона и 0"-фазы. Соответственно, продолжительность и/или температура старения на максимальную прочность должна уменьшаться с увеличением степени предварительной деформации.

4. Показано, что в сплаве Al-Cu-Mg c соотношением Cu/Mg~10 при искусственном старении выделяется й^фаза в виде пластин с коэффициентом формы (КФ) >100. Однако её численная плотность и объемная доля малы. Промежуточная пластическая деформация существенно повышает количество й-фазы за счет гетерогенного зарождения йд-фазы на межфазной границе 0'-фаза/матрица. При этом КФ й-пластин уменьшается до ~35.

Практическая значимость:

На основании проведенных фундаментальных исследований влияния обработок на микроструктуру, распределение дисперсных частиц и механические свойства Al-Cu-Mg сплава c соотношением Cu/Mg~10, разработаны режимы термической обработки (ТО) и ТМО (патент РФ № 2618593), обеспечивающие получение сочетания высокой прочности и пластичности. Установлен микроструктурный дизайн этого сплава, что открывает возможности для дальнейшего повышения прочности сплавов этого типа за счет оптимизации легирования и режимов НТМО. Показано, что соотношение Mg/Si должно быть больше 5, чтобы обеспечить выделение зон Гинье-Престона-Багаряцкого при естественном и Q-фазы при искусственном старении, что обеспечивает достижение высоких прочностных свойств этих сплавов в сочетании с высокой пластичностью.

Положения, выносимые на защиту:

1. Структура и фазовый состав сплава Al-Cu-Mg с высоким отношением Cu/Mg и низким

содержанием Si после ТО и ТМО.

2. Влияние степени холодной деформации и старения на механизмы упрочнения.

3. Комплекс механических свойств после различных режимов ТО и ТМО.

Вклад автора:

Соискатель непосредственно участвовал в постановке и проведении экспериментов, микроструктурных исследований, обработке и анализе полученных экспериментальных данных, а также в подготовке и написании научных публикаций. Соавторы публикаций по теме диссертации принимали участие в подготовке объектов исследования и обсуждении полученных результатов.

Апробация работы:

Результаты диссертационной работы были представлены на международных научно-

практических конференциях и семинарах: 14th International Conference on Aluminum Alloys

(Норвегия, г. Тронхейм, 2014); Семинар научных чтений, посвященный 100-летию со дня

рождения В.И. Добаткина (Россия, г. Москва, 2015); 12th International Conference on

Superplasticity in Advanced Materials (Япония, г. Токио, 2015); 11-ая Международная научно-

техническая конференция «Современные металлические материалы и технологии» (Россия, г.

Санкт-Петербург, 2015); XIV Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур

в конденсированных средах» (Россия, г. Барнаул, 2016); Международная научно-техническая

конференция «Нанотехнологии функциональных материалов» (Россия, г. Санкт-Петербург,

7

2016); VIII Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Россия, г. Москва, 2016), XVII Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых (Россия, г. Екатеринбург, 2016); VII международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Россия, г. Москва, 2017); 12-я Международная научно-техническая конференция «Современные металлические материалы и технологии» (Россия, г. Санкт-Петербург, 2017); 16th International Conference on Aluminum Alloys (Канада, г. Монреаль, 2018); 13th International Conference on Superplasticity in Advanced Materials (Россия, г. Санкт-Петербург, 2018).

Публикации:

По теме диссертации опубликовано 9 научных работ, из них 8 работ входят в перечень ВАК РФ. Получен 1 патент РФ.

Достоверность:

Достоверность результатов диссертационной работы обусловлена использованием современного научно-исследовательского оборудования, прошедшего процедуры аккредитации и поверки; проведением испытаний в соответствии с действующими ГОСТами, международными стандартами ASTM и ISO; повторяемостью полученных результатов; а также сопоставимостью полученных результатов с литературными данными. Исследование проводилось на оборудовании центра коллективного пользования «Диагностика структуры и свойств наноматериалов» ФГАОУ ВО НИУ «БелГУ».

Структура и объем диссертации

Диссертационная работа состоит из введения, основного материала, изложенного в пяти главах, основных результатов и выводов, а так же списка литературы из 218 наименований. Диссертация изложена на 111 страницах, содержит 44 рисунка и 13 таблиц, одно приложение.

Благодарность

Автор диссертации выражает благодарность научному руководителю д.ф.-м.н. Кайбышеву Р.О. за внесенный идейный вклад в работу. Также автор диссертации считает своим долгом выразить признательность д.ф.-м.н. Белякову А.Н., к.т.н. Газизову М.Р. и к.т.н. Малофееву С.С за плодотворное обсуждение полученных результатов и научные консультации.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Алюминий и его сплавы

Алюминий - серебристо-белый мягкий и лёгкий металл (р~2,7 г/см3), относится к группе цветных и является самым распространённым (~8,8%, при этом железа ~5%) в земной коре среди конструкционных материалов. Характерными свойствами алюминия являются его огромная пластичность (5<60%), наряду с низкой прочностью (аВ<60 МПа), что существенно ограничивает его использование в чистом виде в промышленности. Однако легирование некоторыми элементами дает возможность существенно повысить эксплуатационные характеристики. И уже алюминиевые сплавы отличают высокая технологичность, хорошую способность к формо-изменению путём литья, обрабатываемость давлением и резанием (получение изделий сложной формы). Кроме того, необходимо отметить устойчивость к коррозии на воздухе и в некоторых других средах, нетоксичность и лёгкость в переработке. Всё это приводит к тому, что относительный объем производства и потребления алюминия (>20 млн. т/г) непрерывно возрастает [1].

Введение легирующих элементов оказывается возможным, так как они обладают значительной растворимостью в алюминии в твёрдом состоянии, что вытекает из их диаграмм состояния. Предельная растворимость в алюминиевом твёрдом растворе >1 ат.%. только у Си, Mg, Zn, Si, Li, Ge и Ag. Из них только медь, магний и цинк могут широко использоваться как основной легирующий компонент; все остальные - дефицитные, благородные и дорогостоящие. Выбор легирующих компонентов основывается на требуемом комплексе технологических и эксплуатационных свойств.

1.2 Классификация алюминиевых сплавов. Легирование

Алюминиевые сплавы в зависимости от способа получения полуфабрикатов подразделяются на две группы - литейные и деформируемые. Первые используют для фасонного литья, тогда как последние используют для изготовления полуфабрикатов в виде листов, плит, профилей и др. Главное требование, предъявляемое литейным сплавам является: высокая жидкотекучесть, малая склонность к образованию рассеянных усадочных пустот и кристаллизационных трещин [2,3]. Как правило, деформируемые демонстрируют более высокую прочность и пластичность. Деформируемые алюминиевые сплавы принято подразделять на две большие группы термически упрочняемые и термически неупрочняемые. Такое разграничение принято в соответствии с методами обработки, которые обеспечивают повышение показателей прочности. Термически неупрочняемые сплавы свои свойства получают за счёт деформации и отжига, а термически упрочняемые благодаря обработке на

твёрдый раствор (закалке с высоких температур) и последующей выдержке при комнатной и повышенных температурах (естественное и искусственное старение, соответственно).

Рисунок 1.1. а) Алюминиевый угол диаграммы состояния системы Al-Cu [2,4-7]. б) Структура и морфология основных фаз-упрочнителей Al-Cu сплавов. (• Cu, o Al) [2,6].

В различных странах классификация промышленных алюминиевых сплавов отлична друг от друга. Так на сегодняшний день в России для деформируемых сплавов согласно ГОСТ 4784-74 принята маркировка, состоящая из четырёх цифр [7]. Первая цифра во всех марках показывает основу (1 -алюминий), вторая - систему легирования (например, 1 - сплавы Al-Cu-Mg; 2 - сплавы системы Al-Cu-Mn), а третья и четвертая - порядковый номер сплава. Однако так же широко используется буквенно-цифровая маркировка, в которой цифры чаще всего являются условным номером сплава и не обозначают содержание легирующего элемента. В международной практике для идентификации деформируемых сплавов принята система, основанная на классификации Алюминиевой Ассоциации (Aluminum Association). Первая из четырех цифр показывает основной легирующий элемент, вторая - номер модификации, а оставшиеся две - идентификацию сплава в группе. Необходимо помнить, что все элементы, входящие состав алюминиевых сплавов, можно разделить на 3 группы: основные легирующие элементы, малые добавки и случайные примеси. Основными элементами их называют потому, что они вводятся в алюминий в относительно больших количествах и определяют главные особенности структуры и свойства сплавов. Например, в промышленных сплавах второй серии (АА2ХХХ) основным легирующим элементом является Cu, а в качестве дополнительных могу выступать переходные металлы - Mg, Mn, Zr, Ti, Cr, V и т.д.

Система Al-Cu является эвтектической, с эвтектикой при содержании 33%Cu. Алюминиевый угол диаграммы состояния сплавов системы Al-Cu показан на Рисунке 1.1а. Максимальная растворимость меди в а-твёрдом растворе составляет 5,65 вес.% (2,5 ат.) при эвтектической температуре 548,2°С. Сплавы с содержанием Cu от 3,3 до 6,2% вес. относятся к

сплавам типа твердых растворов, для которых характерно наличие неравновесной вырожденной эвтектики (Al2Cu), растворяющейся при нагреве под закалку. Поскольку растворимость Cu в Al с понижением температуры существенно уменьшается (до ~1% при 300°С и ~0,1% при комн.) имеется возможность дисперсионного твердения в результате старения после обработки на твёрдый раствор. Основными представителями системы Al-Cu являются такие российские сплавы как АЛ7, АМ5, АЛ33. Далее будет рассмотрено влияние легирующих элементов на микроструктуру и свойства термоупрочняемых сплавов системы Al-Cu.

Добавки Mg в двойные сплавы Al-Cu улучшает литейные свойства, увеличивает концентрацию вакансий и дислокаций, тормозят процесс образования Cu-кластеров (что негативно сказывается при естественном старении), стимулируют образование и измельчение зон Гинье-Престона, ограничивают динамический возврат. Известно[8], что магний существенно понижает растворимость меди в алюминии. Например, при 0,3 масс. % Mg растворимость меди составляет всего 0,3 мас. %, а при дальнейшем увеличении его содержания в сплаве Al-Cu эта величина остаётся неизменной. Благодаря этому, при наличии Mg увеличивается объёмная доля упрочняющих выделений, то есть повышается прочность сплавов. Более того, Mg резко усиливает реакцию сплава холодную пластическую деформацию [9,10]. Как будет показано далее, при определенных условиях легирования (высокое Cu/Mg, низкий уровень Si) и обработки, наличие малого количества магния в химическом составе приводит к изменению фазового состава продуктов старения и их диспергированию, повышая прочностные свойства сплавов. Под изменением фазового состава подразумевается выделение частиц, совершенно не характерных для двойных сплавов Al-Cu. Необходимо отметить, что дуралюмины (сплавы системы Al-Cu-Mg) были открыты более века назад, а в настоящее время сплавы на их основе очень широко используются в промышленности [2,3].

Марганец является малой добавкой, наиболее часто используемой в большинстве промышленных сплавов. Главной целью добавления марганца в сплавы Al-Cu является уменьшение размера зерна [9], повышение прочности [11] и температуры рекристаллизации [7,12]. Последнее влечет за собой структурное упрочнение, за счёт сохранения нерекристаллизованной структуры даже после операции закалки. Всё это достигается за счёт выделения T-фазы (Al20Cu2Mn3), при операциях гомогенизации и нагреве под закалку, а так же горячей обработкой давлением. Известно [12], что присутствие Т-фазы позволяет повысить высокотемпературную прочность, увеличить температуру рекристаллизации и замедлить рост зёрен, а в меньшей степени обеспечивает дисперсионное и текстурное упрочнение (патент США № 5630889). В присутствии магния, добавки марганца могут вызывать потерю пластичности после обработки на твёрдый раствор, поэтому в коммерческих сплавах

количество марганца редко превышает 1% [7,12]. При таком количестве Мп может полностью входить в состав А1-матрицы при кристаллизации.

Благодаря крайне низкой диффузии, добавки дорогостоящего скандия, циркония, титана и ванадия (отдельно или вместе с бором) в алюминиевые сплавы вводятся для препятствия процессам рекристаллизации и возврата, а так же длят измельчения зерна. Интересно, что при концентрации до 1% включительно цирконий может полностью входить в твёрдый раствор [3]. Интерметаллидные частицы состава AlзSc/AlзZr/AlзTi/Alз(Zr,Ti)/AlзV, выделившиеся во время операций гомогенизации, горячей деформации и обработки на твёрдый раствор, обладают кубической L12 или тетрагональной D023 решетками[12]. Частицы этих фаз закрепляют дислокации, препятствуют их перераспределению при нагревах, что является необходимым условием образования центров рекристаллизации. Зачастую из-за неравномерности распределения и больших размеров [12] вышеуказанные частицы дают ограниченный вклад в дисперсионное упрочнение [1з].

Все технические сплавы алюминия (в т.ч. дуралюмины) всегда содержат различные количества вредных примесей, которые могут попадать из шихтовых материалов и литейной оснастки (тиглей, инструмента и т.д.). Так, кремний и железо понижают упрочняемость сплавов системы А1-^-М^, так как связывают часть меди в сложные соединения Al6Cu2Mg8Si, Al7Cu2Fe и Al6(Fe,Cu,Mn) с неблагоприятной морфологией [14]. Поэтому включения Fe и Si особенно вредны и отрицательно влияют на механические свойства (особенно ударную вязкость, пластичность, сопротивление усталости и коррозионную стойкость) [3,7]. В связи с этим, для отливок особо ответственного назначения (применяемых в авиации, автомобильной и оборонной промышленности) используют первичный алюминий повышенной чистоты, однако даже в Al5N8 (чистотой 99,9998%) содержатся примеси Fe и Si [15]. Надо отметить, что кремний немного улучшает литейные свойства при снижении пластичности сплавов Al-Cu-Mg

[з].

1.3 Обработка термически упрочняемых алюминиевых сплавов

Обработка сплавов направлена главным образом на достижение требуемого комплекса технологических и эксплуатационных свойств алюминиевых сплавов Системы обозначения состояний для деформируемых алюминиевых сплавов, принятых в России и США отличаются. Сравнение обозначений некоторых состояний для деформируемых сплавов представлено в Таблице 1.1.

Поскольку термической обработкой (ТО) можно достичь большого разнообразия структур, ТО является мощным средством воздействия на механические свойства алюминиевых термоупрочняемых сплавов [2]. Применительно к алюминиевым сплавам наиболее широкое

распространение в металлургическом производстве получили три основных вида термообработки: отжиг, закалка и старение.

Таблица 1.1. Обозначения обработок алюминиевых сплавов

Маркировки Состояние

Россия США

Без ТО F После изготовления, без дополнительной термической обработки, степень нагартовки и механические свойства не контролируются

М O Отожжённое. Наиболее мало прочное, но при этом пластичное состояние.

З W Закалённое (обработанное на твёрдый раствор). Обычно указывается длительность естественного старения после закалки.

Т T3 Т4 Закалка^холодная деформация^естественное старение Закалка^естественное старение

Т1 T6 Закалка^искусственное старение на максимальную прочность

Т1Н Т81 Т87 Закалка^холодная деформация^искусственное старение Вторая цифра в американской маркировке указывает на степень деформации.

Отжиг применяется тех случаях, когда возникшее по тем или другим причинам неравновесное состояние сплава обуславливает появление нежелательных свойств (прежде всего падение пластичности) [2,7]. После литья, перед обработкой давлением, слитки и отливки подвергают гомогенизационному отжигу (гомогенизации), главным процессом которого является устранение ликвации легирующих элементов. При гомогенизации протекают два основных диффузионных процесса: выравнивание концентрации внутри зерен твёрдого раствора и растворение неравновесных избыточных фаз кристаллизационного происхождения[14]. Принципы выбора режима (скорость нагрева, охлаждения, время выдержки) на примере Al-4вес.%Cu подробно описаны в [7]. В результате гомогенизации свойства полуфабрикатов улучшаются, несмотря на то, что в большинстве промышленных сплавов плотность дислокаций размер зерен практически не изменяются (границы заблокированы не растворившимися включениями избыточных фаз). При этом необходимо помнить, что во время гомогенизации за счёт стока вакансий возможно развитие пористости [3,14].

Закалка (обработка на твёрдый раствор и ускоренное охлаждение закалка) алюминиевых сплавов выполняется для получения в сплаве предельно неравновесного фазового состояния -пересыщенного твёрдого раствора с максимальным содержанием легирующих элементов. Такое состояние необходимо для дальнейшего упрочнения при последующем старении. Закалка

возможна только для алюминиевых сплавов, содержащих элементы, растворимость которых в твёрдом алюминии возрастает с температурой и в количествах, превышающих растворимость при комнатной температуре. Температура закалки (как и скорость охлаждения) определяется химическим составом, но ограничена температурой плавления самой легкоплавкой фазы (эвтектики), при превышении которой возможен неисправимый брак при обработке сплава -пережог. При пережоге снижаются механические свойства сплавов (пластичность, ударная вязкость, циклическая прочность), так как по границам зерен появляются тонкие прослойки расплава, которые при закалке в результате неравновесной кристаллизации превращаются в тонкие эвтектические прослойки, содержащие хрупкие интерметаллиды.

Выдержку (вылёживание) сплава без полиморфных превращений после закалки исторически принято называть старением. При комнатной температуре старение называется естественным, а при повышенной температуре - искусственным. Главным процессом при старении является распад твёрдого раствора с выделением фазы (отличной от матрицы химическим составом и структурой), при этом сплав переходит в более стабильное состояние. Оптимальная форма, размер и дисперсность выделенных частиц обеспечивают требуемый комплекс свойств. Очевидно, что температура и продолжительность - основные параметры старения.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Зуйко, Иван Сергеевич, 2018 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

[1] I. Polmear, D. StJohn, J.-F. Nie, M. Qian, The Light Metals, 5th ed., Butterworth-Heinemann, 2017.

[2] И.М. Новиков, В.С. Золоторевский, К.К. Портной, Н.А. Белов, Д.В. Ливанов, С.В. Медведева, А.А. Аксенов, Ю.В. Евсеев, Металловедение. Учебник в 2т. Том II. Термическая обработка. Сплавы, Издательский Дом МИСиС, Москва, 2009.

[3] В.С. Золоторевский, Н.А. Белов, Металловедение литейных алюминиевых сплавов, Издательский дом МИСиС, Москва, 2005.

[4] D.E. Laughlin, K. Hono, Physical metallurgy, 5th ed., Elsevier B.V., 2014.

[5] Г. Готтштайн, Физико-химические основы материаловедения, Издателство Бином. Лаборатория знаний, Москва, 2012.

[6] D.A. Porter, K.E. Easterling, M. Sherif, Phase Transformations in Metals and Alloys, 3ed, CRC press, 2009.

[7] Б.А. Колачев, В.И. Елагин, В.А. Ливанов, Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: Учебник для вузов, 4-е изд., Издательский дом МИСиС, Москва, 2005.

[8] Л.Ф. Мондольфо, Структура и свойства алюминиевых сплавов, Металлургия, Москва, 1979.

[9] J.H. Adams, M. Ammons, H.S. Avery, ASM Handbook Volume 2: Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials, ASM International, 1990.

[10] R.K. Wyss, R.E. Sanders, Microstructure-Property Relationship in a 2XXX Aluminum Alloy with Mg Addition, Metallurgical Transactions A. 19 (1988) 2523-2530.

[11] Х. Нильсен, В. Хуфнагель, Г. Ганулис, Алюминиевые сплавы (свойства, обработка, применение). Справочник. Пер. с нем. М., 13-е изд., Металлургия, Москва, 1979.

[12] N.A. Belov, A.N. Alabin, I.A. Matveeva, Optimization of phase composition of Al-Cu-Mn-Zr-Sc alloys for rolled products without requirement for solution treatment and quenching, Journal of Alloys and Compounds. 583 (2014) 206-213.

[13] I. Zuiko, R. Kaibyshev, Deformation structures and strengthening mechanisms in an Al-Cu alloy subjected to extensive cold rolling, Materials Science and Engineering A. 702 (2017).

[14] V.S. Zolotorevsky, N.A. Belov, M. V. Glazoff, Casting Aluminum Alloys, 2015.

[15] L. Bourgeois, Z. Zhang, J. Li, N. V. Medhekar, The bulk and interfacial structures of the n (AhAu) precipitate phase, Acta Materialia. 105 (2016) 284-293.

[16] И.И. Новиков, Теория термической обработки металлов, 3е изд., Металлургия, Москва, 1978.

[17] F. Humphreys, M. Hatherly, Recrystallization and Related Annealing Phenomena (2nd Ed.), 2004.

[18] Е.Ф. Чирков, Темп разупрочнения при нагревах - критерий оценки жаропрочности конструкционных сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Cu, Труды ВИАМ. 2 (2013).

[19] S.C. Wang, M.J. Starink, Precipitates and intermetallic phases in precipitation hardening Al -Cu - Mg -( Li ) based alloys, Journal International Materials Reviews. 50 (2005) 193-215.

[20] Л.Б. Бер, Диаграммы температура-время-превращение (ТВП) и температура-время-свойство (ТВС) старения термически упрочняемых алюминиевых сплавов. Их использование для разработки ступенчатых режимов старения, Новости Материаловедения. Наука и Техника. 3 (2016) 46-61.

[21] Л.Б. Бер, О стадиях старения алюминиевых сплавов, Технология Легких Сплавов. 4 (2013)66-76.

[22] L. Reich, M. Murayama, K. Hono, Evolution of Q phase in an Al-Cu-Mg-Ag alloy—a three-dimensional atom probe study, Acta Materialia. 46 (1998) 6053-6062.

[23] E. Matsubara, J.B. Cohen, Local atomic arrangements in the solid solution Al-1.7 at.% Cu, at 793 K, Acta Metallurgica. 31 (1983) 2129-2135.

[24] H. Fujita, C. Lu, An Electron Microscope Study of G. P. Zones and 9'-Phase in Al-1.6 at%Cu Crystals, Materials Transactions, JIM. 10 (1992) 892-896.

[25] N. Unlu, B.M. Gable, G.J. Shiflet, E.A. Starke, The Effect of Cold Work on the Precipitation of Q and 0' in a Ternary Al-Cu-Mg Alloy, Metallurgical and Materials Transactions A. 34 (2003) 24-27.

[26] T. Sato, S. Hirosawa, K. Hirose, T. Maeguchi, Roles of microalloying elements on the cluster formation in the initial stage of phase decomposition of Al-based alloys, Metallurgical and Materials Transactions A. 34 (2003) 2745-2755.

[27] S.P. Ringer, B.C. Muddle, I.J. Polmear, Effects of cold work on precipitation in Al-Cu-Mg-(Ag) and Al-Cu-Li-(Mg-Ag) alloys, Metallurgical and Materials Transactions A. 26 (1995) 16591671.

[28] S. Hirosawa, T. Sato, A. Kamio, H.M. Flower, Classification of the role of microalloying elements in phase decomposition of Al based alloys, 48 (2000).

[29] A. Garg, J.M. Howe, Nucleation and growth of Q phase in Al-4.0 Cu-0.5 Mg-0.5 Ag alloy - An in situ hot-stage TEM study, Acta Metallurgica et Materialia. 39 (1991) 1925-1937.

[30] K. Hono, T. Sakurai, I.J. Polmear, Pre-precipitate clustering in an Al-Cu-Mg-Ag alloy, Scripta Metallurgica et Materialia. 30 (1994) 695-700.

[31] S.P. Ringer, K. Hono, I. J. Polmear, T. Sakurai, Nucleation of precipitates in aged Al-Cu-Mg-(Ag) alloys with high Cu:Mg ratios, Acta Materialia. 44 (1996) 1883-1898.

97

[32] S.P. Ringer, S.K. Caraher, I.J. Polmear, Response to Comments on Cluster Hardening in an Aged Al-Cu-Mg Alloy, 39 (1998) 1559-1567.

[33] S.P. Ringer, K. Hono, T. Saksai, I.J. Polmear, Cluster hardening in an aged Al-Cu-Mg alloy, Scripta Materialia. 36 (1997) 517-521.

[34] R. Ivanov, A. Deschamps, F. De Geuser, Clustering kinetics during natural ageing of Al-Cu based alloys with (Mg, Li) additions, Acta Materialia. 157 (2018) 186-195.

[35] C. Wolverton, Solute-vacancy binding in aluminum, Acta Materialia. 55 (2007) 5867-5872.

[36] A. Somoza, A. Dupasquier, I.J. Polmear, P. Folegati, R. Ferragut, Positron-annihilation study of the aging kinetics of AlCu-based alloys. I. Al-Cu-Mg, Physical Review B. 61 (2000) 14454.

[37] J.H. Auld, J.T. Vietz, I.J. Polmear, T-phase Precipitation induced by the Addition of Silver to an Aluminum-Copper-Magnesium Alloy, Nature. 209 (1966) 703-704.

[38] Accomodation of the misfit strain surrounding {III} precipitates (Q) in Al-Cu-Mg-(Ag), Acta Metallurgica et Materialia. 40 (1992) 2539-2546.

[39] K. Hono, Atom probe microanalysis and nanoscale microsctructures in metallic materials, Acta Materialia. 47 (1999) 3127-3145.

[40] K.S. Kumar, S.A. Brown, J.R. Pickens, Microstructural evolution during aging of an Al-Cu-Li-Ag-Mg-Zr alloy, Acta Materialia. 44 (1996) 1899-1915.

[41] L.M. Wang, H.M. Flower, T.C. Lindley, Precipitation of the Q phase in 2024 and 2124 aluminium alloys, Scripta Materialia. 41 (1999) 391-396.

[42] C.R. Hutchinson, X. Fan, S.J. Pennycook, G.J. Shiflet, On the origin of the high coarsening resistance of Q plates in Al-Cu-Mg-Ag Alloys, Acta Materialia. 49 (2001) 2827-2841.

[43] V. Fallah, B. Langelier, N. Ofori-Opoku, B. Raeisinia, N. Provatas, S. Esmaeili, Cluster evolution mechanisms during aging in Al-Mg-Si alloys, Acta Materialia. 103 (2016) 290-300.

[44] C.R. Hutchinson, S.P. Ringer, Precipitation Processes in Al-Cu-Mg Alloys Microalloyed with Si, Metallurgical and Materials Transactions A. 31 (2000) 2721-2733.

[45] J.M. Rosalie, L. Bourgeois, Silver segregation to 0' (Al2Cu)-Al interfaces in Al-Cu-Ag alloys, Acta Materialia. 60 (2012) 6033-6041.

[46] Л.Б. Бер, В.В. Телешов, О.Г. Уколова, Фазовый состав и механические свойства деформируемых алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag-Xi, Металловедение и Термическая Обработка Металлов. 5 (2008) 15-22.

[47] S.P. Ringer, K.S. Prasad, G.C. Quan, Internal co-precipitation in aged Al-1.7Cu-0.3Mg-0.1Ge (at.%) alloy, Acta Materialia. 56 (2008) 1933-1941.

[48] N. Sano, K. Hono, T. Sakurai, K. Hirano, Atom-probe analysis of Q and 0' phases in an AlCuMgAg alloy, Scripta Metallurgica et Materiala. 25 (1991) 491-496.

[49] K. Edalati, D. Akama, A. Nishio, S. Lee, Y. Yonenaga, J.M. Cubero-Sesin, Z. Horita, Influence

98

of dislocation-solute atom interactions and stacking fault energy on grain size of single-phase alloys after severe plastic deformation using high-pressure torsion, Acta Materialia. 69 (2014) 68-77.

[50] P. Ying, Z. Liu, S. Bai, J. Wang, J. Li, M. Liu, L. Xia, Effect of artificial aging on the Cu-Mg co-clustering and mechanical behavior in a pre-strained Al-Cu-Mg alloy, Materials Science and Engineering: A. (2017).

[51] V.D. Scott, S. Kerry, R.L. Trumper, Nucleation and growth of precipitates in Al-Cu-Mg-Ag alloys, Materials Science and Technology. 3 (1987) 827-835.

[52] E. Hornbogen, Starke Jr. E.A., Overview no. 102 Theory assisted design of high strength low alloy aluminum, Acta Metallurgica et Materialia. 41 (1993) 1-16.

[53] E. Gumbmann, W. Lefebvre, F. De Geuser, C. Sigli, A. Deschamps, The effect of minor solute additions on the precipitation path of an Al-Cu-Li alloy, Acta Materialia. 115 (2016) 104-114.

[54] S. Bai, X. Zhou, Z. Liu, P. Ying, M. Liu, S. Zeng, Atom probe tomography study of Mg-dependent precipitation of Q phase in initial aged Al-Cu-Mg-Ag alloys, Materials Science and Engineering A. 637 (2015) 183-188.

[55] S. Mondol, T. Alam, R. Banerjee, S. Kumar, K. Chattopadhyay, Development of a high temperature high strength Al alloy by addition of small amounts of Sc and Mg to 2219 alloy, Materials Science and Engineering: A. 687 (2017) 221-231.

[56] S.P. Ringer, W. Yeung, B.C. Muddle, I.J. Polmear, Precipitate stability in Al-Cu-Mg-Ag alloys aged at high temperatures, Acta Metallurgica et Materialia. 42 (1994) 1715-1725.

[57] K.M. Knowles, W.M. Stobbs, The structure of {111} age-hardening precipitates in Al-Cu-Mg-Ag alloys, Acta Crystallographica Section B. 44 (1988) 207-227.

[58] B. R., Disorientation between any two lattices, Acta Crystallographica. A36 (1980) 116-122.

[59] M. Gazizov, R. Kaibyshev, Effect of pre-straining on the aging behavior and mechanical properties of an Al-Cu-Mg-Ag alloy, Materials Science and Engineering: A. 625 (2015) 119130.

[60] J.F. Nie, B.C. Muddle, Strengthening of an Al-Cu-Sn alloy by deformation-resistant precipitate plates, Acta Materialia. 56 (2008) 3490-3501.

[61] D. Bakavos, P.B. Prangnell, B. Bes, F. Eberl, The effect of silver on microstructural evolution in two 2xxx series Al-alloys with a high Cu:Mg ratio during ageing to a T8 temper, Materials Science and Engineering: A. 491 (2008) 214-223.

[62] С.С. Горелик, С.В. Добаткин, Л.М. Капуткина, Рекристаллизация металлов и сплавов, 3-е изд., Издательский дом МИСиС, 2005.

[63] S. Dobatkin, On the Increase of Thermal Stability of Ultrafine Grained Materials Obtained by Severe Plastic Deformation, Materials Science Forum. 426-432 (2003) 2699-2704.

99

[64] M. Murayama, Z. Horita, K. Hono, Microstructure of two-phase Al-1.7 at% Cu alloy deformed by equal-channel angular pressing, Acta Materialia. 49 (2001) 21-29.

[65] Z. Liu, S. Bai, X. Zhou, Y. Gu, On strain-induced dissolution of 0' and 0 particles in Al-Cu binary alloy during equal channel angular pressing, Materials Science & Engineering: A. 528 (2011)2217-2222.

[66] L. Kurmanaeva, T.D. Topping, H. Wen, H. Sugahara, H. Yang, D. Zhang, J.M. Schoenung, E.J. Lavernia, Strengthening mechanisms and deformation behavior of cryomilled Al-Cu-Mg-Ag alloy, Journal of Alloys and Compounds. 632 (2015) 591-603.

[67] Y. Nasedkina, X. Sauvage, E.V. Bobruk, MY. Murashkin, R.Z. Valiev, N.A. Enikeev, Mechanisms of precipitation induced by large strains in the Al-Cu system, Journal of Alloys and Compounds. 710 (2017) 736-747.

[68] I.S. Zuiko, M.R. Gazizov, R.O. Kaibyshev, Effect of thermomechanical treatment on the microstructure, phase composition, and mechanical properties of Al-Cu-Mn-Mg-Zr alloy, The Physics of Metals and Metallography. 117 (2016) 906-919.

[69] Валиев Р.З., Александров И.В., Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией, Логос, Москва, 2000.

[70] X. Sauvage, N. Enikeev, R. Valiev, Y. Nasedkina, M. Murashkin, Atomic-scale analysis of the segregation and precipitation mechanisms in a severely deformed Al-Mg alloy, Acta Materialia. 72(2014)125-136.

[71] А.М. Глезер, О природе сверхвысокой пластической (мегапластической) деформации, Известия РАН Серия Физическая. 71 (2007) 1764-1772.

[72] А.М. Глезер, Новый подход к описанию структурно-фазовых превращений при очень больших пластических деформациях, Известия высших учебных заведений. Физика. 51 (2008) 36-46.

[73] T. Sakai, A. Belyakov, R. Kaibyshev, H. Miura, J.J. Jonas, Dynamic and post-dynamic recrystallization under hot, cold and severe plastic deformation conditions, Progress in Materials Science. 60 (2014) 130-207.

[74] Э.В. Козлов, А.М. Глезер, Н.А. Конева, Н.А. Попова, И.А. Курзина, Основы пластической деформации наноструктурных материалов, ФИЗМАТЛИТ, Москва, 2016.

[75] G.J. Raab, R.Z. Valiev, T.C. Lowe, Y.T. Zhu, Continuous processing of ultrafine grained Al by ECAP-Conform, Materials Science and Engineering: A. 382 (2004) 30-34.

[76] K. Edalati, Y. Hashiguchi, H. Iwaoka, H. Matsunaga, R.Z. Valiev, Z. Horita, Long-time stability of metals after severe plastic deformation: Softening and hardening by self-annealing versus thermal stability, Materials Science and Engineering: A. 729 (2018) 340-348.

[77] P. Kusakin, A. Belyakov, D.A. Molodov, R. Kaibyshev, On the effect of chemical composition

100

on yield strength of TWIP steels, Materials Science and Engineering: A. 687 (2017) 82-84.

[78] R. Labusch, Statistical theories of solid solution hardening, Acta Metallurgica. 20 (1972) 917927.

[79] U.F. Kocks, A.S. Argon, M.F. Ashby, Thermodynamics and kinetics of slip, Progress in Materials Science. 19 (1975) 6-67.

[80] 0. Ryen, B. Holmedal, O. Nijs, E. Nes, E. Sjolander, H.-E. Ekstrom, Strengthening mechanisms in solid solution aluminum alloys, Metallurgical and Materials Transactions A. 37 (2006) 19992006.

[81] S.C. Wang, Z. Zhu, M.J. Starink, Estimation of dislocation densities in cold rolled Al-Mg-Cu-Mn alloys by combination of yield strength data, EBSD and strength models, Journal of Microscopy. 217 (2005) 174-178.

[82] I.N. Khan, M.J. Starink, J.L. Yan, A model for precipitation kinetics and strengthening in Al-Cu-Mg alloys, Materials Science and Engineering: A. 472 (2008) 66-74.

[83] M. Cabibbo, E. Santecchia, Microstructure and Intermetallic Strengthening in an Equal Channel Angular Pressed AA2219 . Part II: Strengthening Model, Metallography, Microstructure, and Analysis. 3 (2014) 203-212.

[84] T. Mukai, K. Higashi, S. Tanimura, Influence of the magnesium concentration on the relationship between fracture mechanism and strain rate in high purity AlMg alloys, Materials Science and Engineering: A. 176 (1994) 181-189.

[85] K. Ma, H. Wen, T. Hu, T.D. Topping, D. Isheim, D.N. Seidman, E.J. Lavernia, J.M. Schoenung, Mechanical behavior and strengthening mechanisms in ultrafine grain precipitation-strengthened aluminum alloy, Acta Materialia. 62 (2014) 141-155.

[86] H. Li, W. Xu, Z. Wang, B. Fang, R. Song, Z. Zheng, Effects of re-ageing treatment on microstructure and tensile properties of solution treated and cold-rolled Al-Cu-Mg alloys, Materials Science and Engineering: A. 650 (2016) 254-263.

[87] O.R. Myhr, O. Grong, S.J. Andersen, Modelling of the age hardening behaviour of Al-Mg-Si alloys, Acta Materialia. 49 (2001) 65-75.

[88] Y. Chen, N. Gao, G. Sha, S.P. Ringer, M.J. Starink, Strengthening of an Al-Cu-Mg alloy processed by high-pressure torsion due to clusters, defects and defect-cluster complexes, Materials Science and Engineering: A. 627 (2015) 10-20.

[89] Y. Chen, N. Gao, G. Sha, S.P. Ringer, M.J. Starink, Microstructural evolution, strengthening and thermal stability of an ultrafine-grained Al-Cu-Mg alloy, Acta Materialia. 109 (2016) 202212.

[90] T. Shanmugasundaram, M. Heilmaier, B.S. Murty, V. Subramanya Sarma, Microstructure and Mechanical Properties of Nanostructured Al-4Cu Alloy Produced by Mechanical Alloying and

101

Vacuum Hot Pressing, Metallurgical and Materials Transactions A. 40 (2009) 2798-2801.

[91] N.Y. Zolotorevsky, A.N. Solonin, A.Y. Churyumov, V.S. Zolotorevsky, Study of work hardening of quenched and naturally aged Al-Mg and Al-Cu alloys, Materials Science and Engineering A. 502 (2009) 111-117.

[92] Y. Chen, M. Weyland, C.R. Hutchinson, The effect of interrupted aging on the yield strength and uniform elongation of precipitation-hardened Al alloys, Acta Materialia. 61 (2013) 58775894.

[93] Р.З. Валиев, Н.А. Еникеев, М.Ю. Мурашкин, С.Е. Александров, Р.В. Гольдштейн, Сверхпрочность ультрамелкозернистых алюминиевых сплавов, полученных интенсивной пластической деформацией, Доклады Аадемии Наук. 432 (2010) 757-760.

[94] Р.А. Андриевский, А.М. Глезер, Прочность наноструктур, Успехи Физических Наук. 179 (2009) 337-358.

[95] T. Shanmugasundaram, M. Heilmaier, B.S. Murty, V.S. Sarma, On the Hall-Petch relationship in a nanostructured Al-Cu alloy, Materials Science and Engineering: A. 527 (2010) 7821-7825.

[96] V.A. Phillips, Lattice resolution measurement of strain fields at Guinier-Preston zones in Al-3.0% Cu, Acta Metallurgica. 21 (1973) 219-228.

[97] A. Suzuki, Nucleation of 0' precipitates in an Al-4% Cu alloy, Materials Science and Engineering: A. 6 (1970) 384-390.

[98] K. Osamura, Y. Murakami, T. Sato, T. Takahashi, T. Abe, K. Hirano, Structure of G.P. Zones in an Al-1.7at.%Cu alloy aged for 14 years at room temperature, Acta Metallurgica. 31 (1983) 1669-1673.

[99] J.W. Martin, Precipitation hardening, 2nd ed., Butterworth-Heinemann, Oxford ; Boston, 1998.

[100] J.L. H. Aaronson, M. Enomoto, Mechanism of Diffusional Phase Transformations in Metals and Alloys, 2010.

[101] A.W. Zhu, E.A.S. Jr, Strengthening effect of unshearable particles of finite size: a computer experimental study, Acta Materialia. 47 (1999) 3263-3269.

[102] A.W. Zhu, A. Csontos, Starke Jr. E.A., Computer experiment on superposition of strengthening effects of different particles, Acta Materialia. 47 (1999) 1713-1721.

[103] J. da Costa Teixeira, D.G. Cram, L. Bourgeois, T.J. Bastow, A.J. Hill, C.R. Hutchinson, On the strengthening response of aluminum alloys containing shear-resistant plate-shaped precipitates, Acta Materialia. 56 (2008) 6109-6122.

[104] L. Liu, J.H. Chen, S B. Wang, C.H. Liu, S.S. Yang, C.L. Wu, The effect of Si on precipitation in Al-Cu-Mg alloy with a high Cu/Mg ratio, Materials Science and Engineering: A. 606 (2014) 187-195.

[105] L. Ye, G. Gu, J. Liu, H. Jiang, X. Zhang, Influence of Ce addition on impact properties and

102

microstructures of 2519A aluminum alloy, Materials Science and Engineering: A. 582 (2013) 84-90.

[106] X. Liang, H. Li, Z. Li, T. Hong, B. Ma, S. Liu, Y. Liu, Study on the microstructure in a friction stir welded 2519-T87 Al alloy, Materials and Design. 35 (2012) 603-608.

[107] J. Fisher, L.S. Kramer, J.R. Pickens, Aluminum alloy 2519 in military vehicles, Advanced Materials and Processes. 160 (2002) 43-46.

[108] J.T. Staley, History of Wrought-Aluminum-Alloy Development, in: H. Herman (Ed.), Treatise on Materials Science & Technology, Vol. 31, Academic Press, 1989: p. 3-31.

[109] I. Crouch, The Science of Armour Materials, Woodhead Publishing, 2016.

[110] W. Wang, X. Zhang, Z. Gao, Y. Jia, L. Ye, D. Zheng, L. Liu, Influences of Ce addition on the microstructures and mechanical properties of 2519A aluminum alloy plate, 491 (2010) 366371.

[111] Г.Г. Клочков, Ю.Ю. Клочкова, В.А. Романенко, Новый сплав системы Al-Cu-Mn для изделий космической техники, Труды Виам. #4 (2015).

[112] О.А. Сетюков, Алюминиевый сплав 1201 в конструкции космического корабля "Буран," Авиационные материалы и технологии. S1 (2013) 15-18.

[113] М.А. Зайков, В.П. Полухин, А.М. Зайков, Л.Н. Смирнов, Процесс прокатки, Издательский дом МИСиС, Москва, 2004.

[114] A.P. Zhilyaev, I. Shakhova, A. Belyakov, R. Kaibyshev, T.G. Langdon, Wear resistance and electroconductivity in copper processed by severe plastic deformation, Wear. 305 (2013) 89-99.

[115] A.P. Zhilyaev, I. Shakhova, A. Morozova, A. Belyakov, R. Kaibyshev, Grain refinement kinetics and strengthening mechanisms in Cu-0.3Cr-0.5Zr alloy subjected to intense plastic deformation, Materials Science and Engineering: A. 654 (2016) 131-142.

[116] M. Gazizov, R. Kaibyshev, Precipitation structure and strengthening mechanisms in an Al-Cu-Mg-Ag alloy, Materials Science & Engineering: A. 702 (2017) 29-40.

[117] D.B. Williams, C.B. Carter, Transmission electron microscopy: a textbook for materials science, 2nd ed., Springer, New York, 2008.

[118] J. Kang, Z.-C. Feng, G.S. Frankel, I.W. Huang, G.-Q. Wang, A.-P. Wu, Friction Stir Welding of Al Alloy 2219-T8: Part I-Evolution of Precipitates and Formation of Abnormal Al2Cu Agglomerates, Metallurgical and Materials Transactions A. 47 (2016) 4553-4565.

[119] J.L. Murray, The aluminium-copper system, International Metals Reviews. 30 (1985) 211-234.

[120] T.J. Konno, K. Hiraga, M. Kawasaki, Guinier-preston (GP) zone revisited: atomic level observation by HAADF-TEM technique, Scripta Materialia. 44 (2001) 2303-2307.

[121] R.J. Rioja, D.E. LAughlin, The early stages of GP zone formation in naturally aged Ai-4 wt pct cu alloys, Metallurgical Transactions A. 8 (1977) 1257-1261.

103

[122] R.B. Nicholson, J. Nutting, Direct observation of the strain field produced by coherent precipitated particles in an age-hardened alloy, Philosophical Magazine. 3 (1958) 531-535.

[123] B.C. Muddle, S.P. Ringer, I.J. Polmear, HIGH STRENGTH MICROALLOYED ALUMINIUM ALLOYS, in: Superconductors, Surfaces and Superlattices, Elsevier, 1994: p. 999-1023.

[124] H. Sehitoglu, T. Foglesong, H.J. Maier, Precipitate Effects on the Mechanical Behavior of Aluminum Copper Alloys : Part I . Experiments, Metallurgical and Materials Transactions A. 36 (2005)749-761.

[125] D. Mitlin, V. Radmilovic, J.W. Morris, U. Dahmen, On the influence of Si-Ge additions on the aging response of Al-Cu, Metallurgical and Materials Transactions A: Physical Metallurgy and Materials Science. 34 (2003) 735-742.

[126] I. Zuiko, R. Kaibyshev, Aging behavior of an Al-Cu-Mg alloy, Journal of Alloys and Compounds. 759 (2018) 108-119.

[127] L. Kovarik, S.A. Court, H.L. Fraser, M.J. Mills, GPB zones and composite GPB/GPBII zones in Al-Cu-Mg alloys, Acta Materialia. 56 (2008) 4804-4815.

[128] Z. Chen, S. Li, Reinterpretation of precipitation behavior in an aged AlMgCu alloy, Journal of Materials Science. 49 (2014) 7659-7668.

[129] M. Mihara, C.D. Marioara, S.J. Andersen, R. Holmestad, E. Kobayashi, T. Sato, Precipitation in an Al-Mg-Cu alloy and the effect of a low amount of Ag, Materials Science and Engineering: A. 658 (2016) 91-98.

[130] L. Kovarik, M.J. Mills, Ab initio analysis of Guinier-Preston-Bagaryatsky zone nucleation in Al-Cu-Mg alloys, Acta Materialia. 60 (2012) 3861-3872.

[131] L. Kovarik, P.I. Gouma, C. Kisielowski, S. a. Court, M.J. Mills, A HRTEM study of metastable phase formation in Al-Mg-Cu alloys during artificial aging, Acta Materialia. 52 (2004) 25092520.

[132] Y.L. Zhao, Z.Q. Yang, Z. Zhang, G.Y. Su, X.L. Ma, Double-peak age strengthening of cold-worked 2024 aluminum alloy, 61 (2013) 1624-1638.

[133] A. Deschamps, T.J. Bastow, F. De Geuser, A.J. Hill, C.R. Hutchinson, In situ evaluation of the microstructure evolution during rapid hardening of an Al-2.5Cu-1.5Mg (wt.%) alloy, Acta Materialia. 59 (2011) 2918-2927.

[134] S.C. Wang, M.J. Starink, Two types of S phase precipitates in Al-Cu-Mg alloys, Acta Materialia. 55 (2007) 933-941.

[135] A. Tolley, R. Ferragut, A. Somoza, Microstructural characterisation of a commercial Al-Cu-Mg alloy combining transmission electron microscopy and positron annihilation spectroscopy, Philosophical Magazine. 89 (2009) 1095-1110.

[136] M. Karlik, B. Jouffrey, High resolution electron microscopy study of Guinier-Preston (GP1)

104

zones in Al-Cu based alloys, Acta Materialia. 45 (1997) 3251-3263.

[137] R.W. Fonda, J.F. Bingert, Microstructural Evolution in the Heat-Affected Zone of a Friction Stir Weld, Metallurgical and Materials Transactions A. 35 (2004) 1487-1499.

[138] L. Ye, G. Gu, X. Zhang, D. Sun, H. Jiang, P. Zhang, Materials Science & Engineering A Dynamic properties evaluation of 2519A aluminum alloy processed by interrupted aging, Materials Science & Engineering A. 590 (2014) 97-100.

[139] I. Zuiko, V. Kulitckii, R. Kaibyshev, Effect of Pre-Straining Method on Mechanical Properties of Thermo-Mechanically Processed Al-Cu-Mg Alloy, Defect and Diffusion Forum. 385 (2018) 364-369.

[140] V.A. Phillips, High resolution electron microscope observations on precipitation in Al-3.0% Cu alloy, Acta Metallurgica. 23 (1975) 751-76.

[141] J.M. Papazian, A calorimetric study of precipitation in aluminum alloy 2219, Metallurgical Transactions A. 12 (1981) 269-280.

[142] P.P. Ma, C.H. Liu, C.L. Wu, L.M. Liu, J.H. Chen, Mechanical properties enhanced by deformation-modified precipitation of 9'-phase approximants in an Al-Cu alloy, Materials Science and Engineering: A. 676 (2016) 138-145.

[143] B.T. Sofyan, K. Raviprasad, S.P. Ringer, Effects of microalloying with Cd and Ag on the precipitation process of Al-4Cu-0.3 Mg (wt%) alloy at 200° C, Micron. 32 (2001) 851-856.

[144] H. Wang, Y. Yi, S. Huang, Influence of pre-deformation and subsequent ageing on the hardening behavior and microstructure of 2219 aluminum alloy forgings, Journal of Alloys and Compounds. 685 (2016) 941-948.

[145] V.M.J. Sharma, K.S. Kumar, B.N. Rao, S.D. Pathak, Studies on the Work-Hardening Behavior of AA2219 under Different Aging Treatments, (n.d.).

[146] L. Del Castillo, E.J. Lavernia, Microstructure and mechanical behavior of spray-deposited Al-Cu-Mg(-Ag-Mn) alloys, Metallurgical and Materials Transactions A. 31 (2000) 2287-2298.

[147] X.Y. Liu, Q.L. Pan, C.G. Lu, Y. Bin He, W. Bin Li, W.J. Liang, Microstructure and mechanical properties of Al-Cu-Mg-Mn-Zr alloy with trace amounts of Ag, Materials Science and Engineering: A. 525 (2009) 128-132.

[148] K. Hirano, H. Iwasaki, Calori- and Resistometric Analyses of Ageing and Precipitation in Aluminum-Copper Alloys, Transactions of the Japan Institute of Metals. 5 (1964) 162-170.

[149] S.P. Ringer, Origins of hardening in aged Al-Cu-Mg-(Ag) alloys, Acta Materialia. 45 (1997) 3731-3744.

[150] H. Jia, R. Bj0rge, K. Marthinsen, Y. Li, The deformation and work hardening behaviour of a SPD processed Al-5Cu alloy, Journal of Alloys and Compounds. 697 (2017) 239-248.

[151] Q. Liu, D. Juul Jensen, N. Hansen, Effect of grain orientation on deformation structure in cold-

105

rolled polycrystalline aluminium, Acta Materialia. 46 (1998) 5819-5838.

[152] P.J. Hurley, F.J. Humphreys, The application of EBSD to the study of substructural development in a cold rolled single-phase aluminium alloy, Acta Materialia. 51 (2003) 10871102.

[153] X. Huang, G. Winther, Dislocation structures. Part I. Grain orientation dependence, Philosophical Magazine. 87 (2007) 5189-5214.

[154] S. V. Harren, H.E. Deve, R.J. Asaro, Shear band formation in plane strain compression, Acta Metallurgica. 36 (1988) 2435-2480.

[155] C. Haase, M. Kuh, L.A. Barrales-Mora, S.L. Wong, F. Roters, D A. Molodov, G. Gottstein, Recrystallization behavior of a high-manganese steel: Experiments and simulations, Acta Materialia. 100 (2015) 155-168.

[156] P.J. Hurley, P.S. Bate, F.J. Humphreys, An objective study of substructural boundary alignment in aluminium, Acta Materialia. 51 (2003) 4737-4750.

[157] A. Korbel, J.D. Embury, M. Hatherly, P.L. Martin, H.W. Erbsloh, Microstructural aspects of strain localization in AlMg alloys, Acta Metallurgica. 34 (1986) 1999-2009.

[158] A. Mogucheva, E. Babich, B. Ovsyannikov, R. Kaibyshev, Microstructural evolution in a 5024 aluminum alloy processed by ECAP with and without back pressure, Materials Science and Engineering: A. 560 (2013) 178-192.

[159] S. Malopheyev, V. Kulitskiy, M. Gazizov, R. Kaibyshev, Mechanism of grain refinement during equal-channel angular pressing in an Al-Mg-Sc alloy, Reviews on Advanced Materials Science. 47 (2016) 26-41.

[160] A. Mogucheva, D. Yuzbekova, R. Kaibyshev, T. Lebedkina, M. Lebyodkin, Effect of Grain Refinement on Jerky Flow in an Al-Mg-Sc Alloy, Metallurgical and Materials Transactions A. 47 (2016)2093-2106.

[161] L.S. Toth, C.F. Gu, B. Beausir, J.J. Fundenberger, M. Hoffman, Geometrically necessary dislocations favor the Taylor uniform deformation mode in ultra-fine-grained polycrystals, Acta Materialia. 117 (2016) 35-42.

[162] D.A. Hughes, N. Hansen, D.J. Bammann, Geometrically necessary boundaries, incidental dislocation boundaries and geometrically necessary dislocations, Scripta Materialia. 48 (2003) 147-153.

[163] Y. Takayama, JA. Szpunar, Stored energy and Taylor factor relation in an Al-Mg-Mn alloy sheet worked by continuous cyclic bending, Materials Transactions. 45 (2004) 2316-2325.

[164] N. Kamikawa, X. Huang, N. Tsuji, N. Hansen, Strengthening mechanisms in nanostructured high-purity aluminium deformed to high strain and annealed, Acta Materialia. 57 (2009) 41984208.

[165] S. Malopheyev, V. Kulitskiy, R. Kaibyshev, Deformation structures and strengthening mechanisms in an Al-Mg-Sc-Zr alloy, Journal of Alloys and Compounds. 698 (2017) 957-966.

[166] K.E. Knipling, D.C. Dunand, D.N. Seidman, Precipitation evolution in Al-Zr and Al-Zr-Ti alloys during isothermal aging at 375-425°C, Acta Materialia. 56 (2008) 114-127.

[167] M. Zha, Y. Li, R.H. Mathiesen, H.J. Roven, Microstructure evolution and mechanical behavior of a binary Al-7Mg alloy processed by equal-channel angular pressing, Acta Materialia. 84 (2015)42-54.

[168] Y. Huang, J.D. Robson, P.B. Prangnell, The formation of nanograin structures and accelerated room-temperature theta precipitation in a severely deformed Al-4wt.% Cu alloy, Acta Materialia. 58 (2010) 1643-1657.

[169] N. El, F A. Shehata, M. Abd, E. Hameed, M. Ibrahim, A. El, Effect of Cu content and number of passes on evolution of microstructure and mechanical properties of ECAPed Al/Cu alloys, Materials Science and Engineering: A. 517 (2009) 46-50.

[170] E.F. Prados, V.L. Sordi, M. Ferrante, The effect of Al2Cu precipitates on the microstructural evolution, tensile strength, ductility and work-hardening behaviour of a Al-4wt.% Cu alloy processed by equal-channel angular pressing, Acta Materialia. 61 (2012) 115-125.

[171] Q. Liu, X. Huang, D.J. Lloyd, N. Hansen, Microstructure and strength of commercial purity aluminium (AA 1200) cold-rolled to large strains, Acta Materialia. 50 (2002) 3789-3802.

[172] S. Nourbakhsh, J. Nutting, The high strain deformation of an aluminium-4% copper alloy in the supersaturated and aged conditions, Acta Metallurgica. 28 (1980) 357-365.

[173] T.C. Schulthess, P.E.A. Turchi, A. Gonis, T.-G. Nieh, Systematic Study of Stacking Fault Energies of Random Al-based Alloys, Acta Materialia. 46 (1998) 2215-2221.

[174] R. Kaibyshev, O. Sitdikov, I. Mazurina, D.R. Lesuer, Deformation behavior of a 2219 Al alloy, Materials Science and Engineering A. 334 (2002) 104-113.

[175] G. Winther, X. Huang, Dislocation structures. Part II. Slip system dependence, Philosophical Magazine. 87 (2007) 5215-5235.

[176] I. Sabirov, M.Y. Murashkin, R.Z. Valiev, Materials Science & Engineering A Nanostructured aluminium alloys produced by severe plastic deformation : New horizons in development, Materials Science & Engineering: A. 560 (2013) 1-24.

[177] B. Bay, N. Hansen, D.A. Hughes, D. Kuhlmann-Wilsdorf, Overview no. 96 evolution of f.c.c. deformation structures in polyslip, Acta Metallurgica et Materialia. 40 (1992) 205-219.

[178] R. Lumley, Fundamentals of Aluminium Metallurgy.Production, Processing and Applications, Woodhead Publishing, 2010.

[179] M. Gazizov, S. Malopheyev, R. Kaibyshev, The effect of second-phase particles on grain refinement during equal-channel angular pressing in an Al-Cu-Mg-Ag alloy, Journal of

107

Materials Science. 50 (2015) 990-1005.

[180] I. Zuiko, M. Gazizov, R. Kaibyshev, Effect of ECAP Prior to Aging on Microstructure, Precipitation Behaviour and Mechanical Properties of an Al-Cu-Mg Alloy, Defect and Diffusion Forum. 385 (2018) 290-295.

[181] H. Halim, D.S. Wilkinson, M. Niewczas, The Portevin-Le Chatelier (PLC) effect and shear band formation in an AA5754 alloy, Acta Materialia. 55 (2007) 4151-4160.

[182] R. Schwab, V. Ruff, On the nature of the yield point phenomenon, Acta Materialia. 61 (2013) 1798-1808.

[183] S.D. Antolovich, R.W. Armstrong, Plastic strain localization in metals: Origins and consequences, Progress in Materials Science. 59 (2014) 1-160.

[184] A.A. Gazder, W. Cao, C.H.J. Davies, E. V Pereloma, An EBSD investigation of interstitial-free steel subjected to equal channel angular extrusion, 497 (2008) 341-352.

[185] N. Hansen, Hall-Petch relation and boundary strengthening, Scripta Materialia. 51 (2004) 801806.

[186] P. Kusakin, A. Belyakov, C. Haase, R. Kaibyshev, D.A. Molodov, Microstructure evolution and strengthening mechanisms of Fe-23Mn-0.3C-1.5Al TWIP steel during cold rolling, Materials Science and Engineering: A. 617 (2014) 52-60.

[187] K.L. Kendig, D.B. Miracle, Strengthening mechanisms of an Al-Mg-Sc-Zr alloy, Acta Materialia. 50 (2002) 4165-4175.

[188] C. Varvenne, G.P.M. Leyson, M. Ghazisaeidi, W.A. Curtin, Solute strengthening in random alloys, Acta Materialia. 124 (2017) 660-683.

[189] E.L. Huskins, B. Cao, K.T. Ramesh, Strengthening mechanisms in an Al-Mg alloy, Materials Science and Engineering: A. 527 (2010) 1292-1298.

[190] M. Jobba, R.K. Mishra, M. Niewczas, Flow stress and work-hardening behaviour of Al-Mg binary alloys, International Journal of Plasticity. 65 (2015) 43-60.

[191] K.E. Knipling, R.A. Karnesky, C.P. Lee, D.C. Dunand, D.N. Seidman, Precipitation evolution in Al-0.1Sc, Al-0.1Zr and Al-0.1Sc-0.1Zr (at.%) alloys during isochronal aging, Acta Materialia. 58 (2010) 5184-5195.

[192] M.R. Ahmadi, E. Povoden-karadeniz, K.I. Oksuz, A. Falahati, E. Kozeschnik, A model for precipitation strengthening in multi-particle systems, Computational Materials Science. 91 (2014)173-186.

[193] M. Kato, Hall-Petch Relationship and Dislocation Model for Deformation of Ultrafine-Grained and Nanocrystalline Metals, Materials Transactions. 55 (2014) 19-24.

[194] V. Bata, E. V Pereloma, An alternative physical explanation of the Hall - Petch relation, Acta Materialia. 52 (2004) 657-665.

[195] N. Hansen, X. Huang, Microstructure and flow stress of polycrystals and single crystals, Acta Materialia. 46 (1998) 1827-1836.

[196] X. Zhang, A. Godfrey, X. Huang, N. Hansen, Q. Liu, Microstructure and strengthening mechanisms in cold-drawn pearlitic steel wire, Acta Materialia. 59 (2011) 3422-3430.

[197] J.Z. Liu, S.S. Yang, SB. Wang, J.H. Chen, C.L. Wu, The influence of Cu/Mg atomic ratios on precipitation scenarios and mechanical properties of Al-Cu-Mg alloys, Journal of Alloys and Compounds. 613 (2014) 139-142.

[198] M. Handbook, MIL-HDBK-5H: metallic materials and elements for aerospace vehicle structures, US Department of Defense. (1998) 3-244.

[199] P.K. Гупта, Р. Панда, A. K. Мукхопадья, В.А. Кумар, П. Санкаравельютам, К.М. Георге, Исследование алюминиевого сплава АА2219 после термомеханической обработки, Металловедение и Мермическая Обработка Металлов. 6 (2015) 41-44.

[200] D. Yuzbekova, A. Mogucheva, D. Zhemchuzhnikova, T. Lebedkina, M. Lebyodkin, R. Kaibyshev, Effect of microstructure on continuous propagation of the Portevin-Le Chatelier deformation bands, International Journal of Plasticity. 96 (2017) 210-226.

[201] Z.Q. Zheng, W.Q. Liu, Z.Q. Liao, S.P. Ringer, G. Sha, Solute clustering and solute nanostructures in an Al-3.5Cu-0.4Mg-0.2Ge alloy, Acta Materialia. 61 (2013) 3724-3734.

[202] L. Bourgeois, C. Dwyer, M. Weyland, J.F. Nie, B.C. Muddle, Structure and energetics of the coherent interface between the 0' precipitate phase and aluminium in Al-Cu, Acta Materialia. 59 (2011)7043-7050.

[203] С.Я. Бецофен, А.А. Ашмарин, М.И. Князев, М.И. Долгова, Исследование влияния предварительной деформации на упрочняющий эффект старения сплавов системы Al-Cu-Li, Металлы. 5 (2016) 81-88.

[204] S.J. Kang, Y.-W. Kim, M. Kim, J.-M. Zuo, Determination of interfacial atomic structure, misfits and energetics of Q phase in Al-Cu-Mg-Ag alloy, Acta Materialia. 81 (2014) 501-511.

[205] S. Wenner, C. Daniel, S. Jarle, M. Ervik, R. Holmestad, Materials Characterization A hybrid aluminium alloy and its zoo of interacting nano-precipitates, Materials Characterization. 106 (2015)226-231.

[206] A. Biswas, D.J. Siegel, C. Wolverton, D.N. Seidman, Precipitates in Al - Cu alloys revisited : Atom-probe tomographic experiments and first-principles calculations of compositional evolution and interfacial segregation, Acta Materialia. 59 (2011) 6187-6204.

[207] А.Н. Петрова, Х. Радзишевска, Л. Качмарек, М. Клих, И.Г. Бродова, М. Стеглински, Влияние мегапластической деформации на структуру и твердость Al-Cu-Mg сплава после старения, Физика Металлов и Металловедение. 12 (2016) 1288-1295.

[208] S.P. Ringer, B.T. Sofyan, K.S. Prasad, G.C. Quan, Precipitation reactions in Al-4.0Cu-0.3Mg

109

(wt.%) alloy, Acta Materialia. 56 (2008) 2147-2160.

[209] R.K.W. Marceau, G. Sha, R.N. Lumley, S.P. Ringer, Evolution of solute clustering in Al-Cu-Mg alloys during secondary ageing, Acta Materialia. 58 (2010) 1795-1805.

[210] Y. Chen, Z. Zhang, Z. Chen, A. Tsalanidis, M. Weyland, S. Findlay, L.J. Allen, J. Li, N. V. Medhekar, L. Bourgeois, The enhanced theta-prime (0') precipitation in an Al-Cu alloy with trace Au additions, Acta Materialia. 125 (2017) 340-350.

[211] A.K. Mukhopadhyay, Coprecipitation of Q and о phases in Al-Cu-Mg-Mn alloys containing Ag and Si, Metallurgical and Materials Transactions A. 33 (2002) 3635-3648.

[212] X.Q. Zhao, M.J. Shi, J.H. Chen, S B. Wang, C.H. Liu, C.L. Wu, A facile electron microscopy method for measuring precipitate volume fractions in AlCuMg alloys, Materials Characterization. 69 (2012) 31-36.

[213] В.В. Телешов, А.Е. Дементьев, В.И. Кузгинов, Низкотемпературная термомеханическая обработка полуфабрикатов из сплава 1201 с регламентацией напряжения деформирования при растяжении, Авиационные Материалы и Технологии. 2 (2000) 3844.

[214] M. Gazizov, V. Teleshov, V. Zakharov, R. Kaibyshev, Solidification behaviour and the effects of homogenisation on the structure of an Al-Cu-Mg-Ag-Sc alloy, Journal of Alloys and Compounds. 509 (2011) 9497-9507.

[215] S. Malopheyev, R. Kaibyshev, Strengthening mechanisms in a Zr-modified 5083 alloy deformed to high strains, Materials Science and Engineering: A. 620 (2015) 246-252.

[216] B.I. Rodgers, P.B. Prangnell, Quantification of the influence of increased pre-stretching on microstructure-strength relationships in the Al-Cu-Li alloy AA2195, Acta Materialia. 108 (2016) 55-67.

[217] И.С. Зуйко, М.Р. Газизов, Р.О. Кайбышев, Влияние термомеханической обработки на микроструктуру, фазовый состав и механические свойства сплава системы Al-Cu-Mn-Mg-Zr, Физика Металлов и Металловедение. 117 (2016) 938-951.

[218] Р.О. Кайбышев, И.С. Зуйко, М.Р. Газизов, Влияние термомеханической обработки на микроструктуру и механические свойства термоупрочняемого сплава системы Al-Cu-Mg-Mn, Технология Легких Сплавов. 2 (2015) 63-74.

ПРИЛОЖЕНИЕ А. Свидетельство о регистрации патента